JP4649591B2 - 希土類合金の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、マイクロモータやマイクロアクチュエータ、センサー、磁気記録媒体などに好適に用いられる希土類合金の製造方法に関する。

各種電気機器の小型化が進む中で、永久磁石薄膜を用いたマイクロモータやマイクロアクチュエータなどの開発が進められている。この種のデバイスのサイズや性能は、永久磁石薄膜の磁気特性に左右される。このため、永久磁石薄膜の材料として、粉末冶金製法で既に商用化され、高い最大エネルギー積を実現している希土類永久磁石材料に注目が集まっている。

希土類永久磁石材料の中では、主たる構成相が正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相であるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料が最も広く知られている。正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相は飽和磁化が高く、粉末冶金法で製作した焼結磁石は、粉末成型時に磁化容易軸を磁界配向させることで、実用永久磁石としては最高の４００ｋＪ／ｍ³を越える最大エネルギー積が得られている。そのため、薄膜プロセスにおいてもＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系材料（Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金）に対する関心は高く、容易磁化方向（Ｃ軸）が薄膜の面に対して垂直に配向する傾向が強い性質と相まって、高性能垂直磁化膜としての応用が期待されている。

一般に、希土類合金の薄膜を作製する方法としては、スパッタリング法、電子ビーム蒸着法、レーザーアブレーション法などの物理蒸着（ＰＶＤ）法や、化学気相成長（ＣＶＤ）法などの気相法による薄膜堆積手段が知られている（特許文献１および特許文献２）。しかしながら、これらの方法を実行するには大型の堆積装置が必要であり、使用する基板の形状や大きさなどを適切に制御しなければならないなどの点で生産効率に劣る。

また、非特許文献１には、特別なスパッタリング装置を用いてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の内外表面にＤｙ（ディスプロシウム）金属を堆積した後、加熱することによってマイクロモータ用の微小片を作製する方法が開示されている。通常、焼結磁石を加工すると、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相の周囲に形成された粒界相が破壊されて保磁力が急激に低下するが、この方法によれば、加熱によってＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の内部にＤｙが拡散されるため、低下した磁気特性が大幅に回復する旨記載されている。しかしながら、この方法は特別なスパッタリング装置を必要とし、成膜条件や加熱条件の制御が比較的難しいなどの点で不便である。

一方、最近、溶融塩電解技術（溶融塩電気化学プロセス）を利用して希土類合金を作製する方法が注目されている（非特許文献２から非特許文献４）。溶融塩電解技術の原理は、電解液としてアルカリ金属ハライド（アルカリ土類金属ハライドを含んでいてもよい）の溶融塩を用いる点を除き、水を用いる電気分解技術と同じである。具体的には、被処理材である金属を陰極（作用極）として用い、希土類元素イオンを含む溶融塩中で陰極分解すると、希土類元素のイオンが被処理材の表面で還元され、被処理材の構成元素と希土類元素とが電解析出と同時に相互拡散することにより、被処理材の表面から深さ方向に沿って希土類合金が形成される。溶融塩電解技術によれば、浴組成、浴温、電極電位、電流密度、電気量などのパラメータを制御することによって合金の組成、厚さ、形態、結晶性などを容易に制御することができる。

非特許文献２中のＴａｂｌｅ ３には、溶融塩電解技術によって作製された希土類合金がまとめて記載されており、例えば、Ｎｄ−Ｎｉ系合金、Ｓｍ−Ｃｏ系合金などが記載されている。
特開２００１−２３７１１９号公報 特開２００３−１７３２０号公報 特開２００３−３２０４４２号公報 特開２００４−１０００４３号公報 "ネオジウム−鉄−ホウ素系微小磁石"、［online］、［２００４年１１月２５日検索］、インターネット＜URL：http://home.jeita.or.jp/ecb/material/no001.html 野平俊之、伊藤靖彦、"溶融塩電気化学プロセスによる希土類合金の形成"、溶融塩および高温化学、４７巻、１号、ｐ．５−１２、２００４年２月 後藤琢也、伊藤靖彦、"溶融塩電気化学プロセスによるＦｅ−Ｓｍ−Ｎ系化合物薄膜の形成"、平成１１年第３１回、溶融塩化学討論会予稿集、ｐ．３１−３２ 小西宏和、野平俊之、伊藤靖彦、"電気化学インプランテーションによるＤｙ合金薄膜の形成"、平成１０年第３０回、溶融塩化学討論会予稿集、ｐ．１５−１６

しかしながら、非特許文献２から非特許文献４には、希土類元素がＮｄであるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を溶融塩電解技術によって作製する方法は開示されていない。前述したとおり、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金は、他の希土類合金のなかでも非常に高い磁気特性を有しているが、それにもかかわらず、従来は、溶融塩電解技術を用いたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金に関する研究の報告すらなされていなかった。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、主たる構成相が正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相である希土類合金を溶融塩電解技術によって製造する方法を提供することにある。

本発明の希土類合金の製造方法は、Ｆｅ−Ｂ合金を用意する工程（ａ）と、Ｆｅ−Ｂ合金を被処理材として用い、Ｎｄイオンを含む溶融塩中で電解を行うことによって被処理材の少なくとも表面の一部に主たる構成相が正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相である希土類合金を形成する工程（ｂ）とを包含する。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ｂ）は、３５０℃以上、６６５℃未満の温度で行う。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ｂ）において、前記溶融塩はアルカリ金属ハライドまたはアルカリ土類金属ハライドである。

ある好ましい実施形態では、前記溶融塩はＬｉＣｌ−ＮａＣｌである。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ｂ）において、前記Ｎｄの供給源はＮｄのハロゲン化物である。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ａ）において、前記Ｆｅ−Ｂ合金に含まれるＢの比率は、ＦｅおよびＢの総元素量に対して４０原子％未満である。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ａ）において、前記Ｆｅ−Ｂ合金に含まれるＢの比率は、ＦｅおよびＢの総元素量に対して７原子％以上である。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ａ）は、急冷法を用いてＦｅ−Ｂ合金を作製する工程を含む。

本発明の希土類合金は、少なくとも表面の一部に、溶融塩電解によって形成された正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を主たる構成相として含む。

本発明による電気機器の製造方法は、金属部材と磁石層とを備える電気機器の製造方法であって、Ｆｅ−Ｂ合金を用いて所定の形状を有する前記金属部材を用意する工程と、前記金属部材を被処理材として用い、Ｎｄイオンを含む溶融塩中で電解を行うことによって前記被処理材の少なくとも表面の一部に主たる構成相が正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相である希土類合金からなる前記磁石層を形成する工程とを包含する。

ある好ましい実施形態では、前記金属部材を用意する工程は、前記Ｆｅ−Ｂ合金の粉末を用いて成形体を作製する工程を包含する。

ある好ましい実施形態では、前記金属部材を用意する工程は、急冷法を用いて前記Ｆｅ−Ｂ合金の薄帯を形成する工程と、前記薄帯を粉砕することによって前記Ｆｅ−Ｂ合金の前記粉末を作製する工程とを更に包含する。

本発明によれば、所定の形状に加工された被処理材の少なくとも表面の一部にＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を形成できるため、従来のように焼結磁石を加工することなしに、高性能の磁石層を備えた電気機器を簡便に製造することができる。

本発明者は、正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を主体とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を溶融塩電解技術によって製造する方法を提供するため、鋭意検討してきた。

一般に、Ｎｄを溶融塩電解技術によってＦｅ系合金の処理材に注入し、合金化させることは難しいと考えられている。そのため、これまでは、溶融塩電解技術を用いたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金に関する研究の報告すらなされておらず、せいぜい、合金化形成速度が比較的大きいＮｉを電極に用いて形成されたＮｄＮｉ₂やＮｄ₂Ｎｉ₇などのＮｄ−Ｎｉ系合金が開示されているだけであった（非特許文献２を参照）。

このような背景のもと、本発明者は、被処理材の種類や電解条件などを種々変えて数多くの実験を重ねてきた。その結果、Ｆｅ−Ｂ合金を被処理材（陰極）として用いて陰極電解を行うことにより、所望とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金が形成されることを見出し、本発明に想到した。詳細な実験データは、後述する実験例において詳述する。

本発明によれば、様々な形状や大きさの被処理材の表面に希土類合金層（磁石層）を形成することができるため、例えば、複雑な形状を有するマイクロモータやマイクロアクチュエータなどのデバイスを作製するのに好適に利用される。

さらに本発明によれば、Ｆｅ−Ｂ合金の少なくとも表面の一部にＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を形成できるため、例えば、ロータの一部に磁石層が形成されたモータを製造することが可能である。したがって、従来のように焼結磁石をマイクロモータ用の微小片に加工する必要は全くなく、加工による磁気特性の著しい低下も生じない。そのため、非特許文献１に記載されているような特別なスパッタリング装置を用いて磁気特性の低下を補填する必要もない。さらに、焼結磁石を用いる方法では、焼結磁石の厚さを約３００μｍ以下に加工することは技術的に非常に困難であり、小型化への要請に充分応えることができなかったが、本発明によれば、電解条件を適切に制御することにより、希土類合金層の厚さを種々変化させることが可能である。

まず、図１および図２の電解装置を用いて、溶融塩電解技術による合金形成の概略を説明する。

はじめに図１を用いて、希土類元素のイオンと溶融塩とを含む電解液中で電気分解を行うことにより、被処理材（陰極）の一部に希土類合金が形成されるメカニズムを説明する。溶融塩電解技術は、溶融塩の融点以上の温度で電気分解を行う技術であり、水の電気分解と同様の電解装置が用いられる。電解装置１０は、陰極（作用極）１、陽極（対極）２、および参照極（不図示）の三電極式セルと、電解浴３とから構成される。陰極１と参照極との間の電位や、セルに流れる電流は、ポテンショガルバノスタット４によって一定に保持されている。

陰極１は、希土類合金の形成が行われる作用極として機能する。陰極１には、例えば、Ｎｉなどの金属（Ｍ）５が被処理材として用いられる。

参照極は電気化学セルの電位の基準となる電極であり、Ａｇ⁺／Ａｇ電極などのような電位の安定した電極が用いられる。参照極を使用することにより、参照極と観察したい電極（ここでは陰極）との間の電位を測定、制御し、陰極（作用極）と陽極（対極）の間に流れる電流を測定することができる。

電解浴３は、溶融塩と希土類元素とを含んでいる。

溶融塩としては、ＬｉＣｌ、ＫＣｌ、ＮａＣｌ、ＮａＦ、ＫＦなどのアルカリ金属ハライドや、ＣａＣｌ₂などのアルカリ土類金属ハライドが挙げられる。溶融塩には、通常、ＬｉＣｌ−ＫＣｌ、ＬｉＣｌ−ＮａＣｌ、ＮａＣｌ−ＫＣｌなどの共晶塩が用いられる。

希土類元素は、溶融塩に溶解するように、通常、希土類元素のハロゲン化物として電解浴３中に添加される。図１には、希土類元素のハロゲン化物として、Ｎｄのハロゲン化物（ＮｄＸ₃、Ｘはハロゲンである。）を示している。ＮｄＸ₃は、電解浴３中でＮｄイオン（Ｎｄ（III））として存在する。

被処理材である金属（Ｍ）５を陰極電解することにより、希土類元素のイオン（Ｎｄ（III））は被処理材５の表面で還元されて被処理材に注入される結果、希土類合金６（ＭＮｄ）が形成される。この反応は、下式（１）で表される。
Ｍ＋Ｎｄ（III）＋３ｅ^-→ＭＮｄ・・・ （１）

希土類元素のイオンが還元されて希土類合金を形成するための電位（電解電位）は、サイクリックボルタンメトリー（ＣＶ）法を用い、参照極に対する陰極の電圧と電流とを測定したサイクリックボルタモグラムに基づいて決定される。

次に、図２の電解装置を用いて、本発明による希土類合金の製造方法の実施形態を説明する。

図２の装置は、陰極としてＦｅ−Ｂ合金１１、陽極としてグラッシーカーボン１２、および参照極としてＡｇ⁺／Ａｇ電極１３から構成される電解セルと、電解浴１４とを備えている。電解浴１４は、電解浴１４の温度を測定するための熱電対１５と、電解装置内を不活性雰囲気下に制御して希土類合金の酸化を防ぐためのアルゴンガス供給口１６およびガス排気口１７とをさらに備えている。

溶融塩電解を行うに当たっては、適切な合金化形成速度でＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を作製できるよう、電解浴１４の温度を３５０℃超、６６５℃未満の範囲に制御することが好ましい。本発明者は電解浴１４の温度を変化させて実験を行ったところ、電解浴１４の温度が３５０℃以下では合金形成化速度が著しく低下し、生産性が悪いことが判明した。一方、後記する実験例に記載したとおり、電解浴１４の温度が６６５℃以上になると、所望とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金は形成され難いことも分かった。以上の実験結果にもとづき、本実施形態では、電解浴の温度を上記範囲に定めた。

電解浴１４中に添加される溶融塩やＮｄ化合物の種類は、電解浴の温度などとの関係で適切に定められる。溶融塩は、上記の温度範囲で溶融塩電解を実行できるよう、融点が上記温度範囲内にあるものを選択することが好ましい。このような溶融塩としては、例えば、ＬｉＣｌ−ＮａＣｌ（融点約５５１℃〜５５７℃）、ＣａＣｌ₂−ＫＣｌ（融点約５９４℃〜６００℃）などが挙げられる。本発明者の実験によれば、ＬｉＣｌ−ＮａＣｌを用いた場合には所望のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金が形成された（後記する実験例を参照）が、ＬｉＣｌ−ＫＣｌ（融点約３４８℃〜３５９℃）を用いて浴温４５０℃で溶融塩電解を行った場合には、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金はほとんど形成されなかったことを確認している。

本実施形態では、電極条件や溶融塩の種類などを適切に制御することにより、被処理材の少なくとも表面の一部のみならず、被処理材のすべてを合金化することも可能である。

電解浴の温度や溶融塩以外の電解条件は、目的とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金の厚さや用途などに応じて適切に定めることができる。例えば、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金をマイクロモータに適用する場合、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金の厚さが約５０μｍ以上になるよう、電解時間などを制御することが好ましい。これにより、モータの回転に充分な磁気特性を付与することができる。

本実施形態に用いられるＦｅ−Ｂ合金１１は、例えば、メルトスピニング（ＭＳ）法やストリップキャスト（ＳＣ）法などの急冷法によって作製することが好ましい。急冷法によれば、ＦｅとＢとの組成が均一なＦｅ−Ｂ合金の薄帯が得られる。後記する実験例では、特許文献４中のＭＳ装置を用い、Ｆｅ−Ｂ合金を作製した。

ＭＳ法は、溶解炉内で溶融した合金溶湯を、底部に噴射ノズル（出湯ノズル）を有した容器内に注ぎ入れた後、容器内の溶湯に一定の圧力を加えることによって溶湯をノズルから冷却ロールの表面に向けて噴射させる方法である。一方、ＳＣ法では、溶解炉から合金溶湯を案内手段（シュート）上に供給し、シュート上の合金溶湯を冷却ロールと接触させることによって急冷合金を作製する。ＳＣ法ではＭＳ法のような噴射ノズルを用いず、シュートを介して冷却ロール上への合金溶湯の連続的な供給を行うため、大量生産に適しており、製造コストの低下を実現することが可能である。

ＭＳ法やＳＣ法の詳細は、例えば、特許文献３および特許文献４に記載された方法を参照することができる。

Ｆｅ−Ｂ合金１１としては、上記の急冷法で得られる合金薄帯に限られず、粉末成形法によって作製した焼結体を用いてもよい。粉末成形法は特に限定されず、ＦｅおよびＢの構成比率が所定の組成比となるように調整した粉末をプレス成形装置を用いて圧縮成形し、所定の成形密度を有するプレス成形体を作製する。その後、所定温度で焼結する。粉末成形法によれば、Ｆｅ−Ｂ合金１１を、例えば、弓形形状など任意の形状に容易に加工することができる。

Ｆｅ−Ｂ合金１１におけるＦｅおよびＢの構成比率は、ＦｅおよびＢの総元素量に対し、Ｆｅ＞６０原子％、Ｂ＜４０原子％の関係を満足することが好ましい。後記する実験例に示すように、ＦｅおよびＢの構成比率がそれぞれ、６０原子％および４０原子％であるＦｅ₆₀Ｂ₄₀合金を使用すると、所望とするＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相がほとんど形成されず、保磁力が低下したが、ＦｅおよびＢの構成比率がそれぞれ、８０原子％および２０原子％であるＦｅ₈₀Ｂ₂₀合金を使用すると、単相のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相から構成されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金が安定して形成されることが分かった。

なお、Ｆｅ−Ｂ合金の構成元素とＮｄとが相互拡散してＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を主体とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金が形成されるためには、Ｆｅ−Ｂ合金１１におけるＢの構成比率は、ＦｅおよびＢの総元素量に対し、できるだけ多い方が良い。したがって、Ｆｅ−Ｂ合金は、少なくとも、原子比率でＦｅ：Ｂ＝１４：１となるよう、Ｂ≧７原子％以上、Ｆｅ≦約９３原子％以下の関係を満足することが好ましい。

なお、永久磁石薄膜を用いるデバイスの機能や製造工程などの違いによっては、Ｆｅの一部が他の遷移金属に置換されていてもよい。また、遷移金属以外の元素であっても、永久磁石薄膜の磁気特性や本永久磁石薄膜を備えたデバイスの諸特性に著しい悪影響を及ぼさない限り、不純物として混入することは差しつかえない。

Ｆｅ−Ｂ合金１１を所定の形状に加工し、これを被処理材として用いて前述した溶融塩電解技術を実行すれば、所定の形状に加工されたＦｅ−Ｂ合金１１の少なくとも表面の一部を合金化することができる。この方法によれば、金属部材（軟磁性体）であるＦｅ−Ｂ合金の一部を合金化して磁石層を形成することができるため、従来のように焼結磁石を加工することなしに、ロータなどの金属部材と磁石層とが一体化された電気機器を製造することが可能である。その結果、例えば、弓形形状のロータや円筒状のロータの内外表面に磁石層を備えたモータを高い磁気特性を維持したまま、簡便に作製できる。さらに、従来の焼結磁石を加工する方法では製造が困難であった厚さが約３００μｍ以下の磁石層を備えたマイクロモータなどを作製することも可能である。

Ｆｅ−Ｂ合金１１を所定の形状に加工する方法は特に限定されず、前述したように、粉末成形法を用いて得られた成形体を焼結し、加工してもよい。あるいは、前述した急冷法によって作製したＦｅ−Ｂ合金の薄帯を粉砕し、プレス成形して得られた成形体を焼結し、加工してもよい。

（実験例）
以下の実験では、Ｆｅ−Ｂ合金の組成比が異なる２種類の合金（Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀合金およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀合金）を被処理材として用い、前述した図２の溶融塩電解装置を用いて以下に示す方法で溶融塩電解を行った。電解前および電解後のそれぞれの試料について、これらの形態・組成分布をＥＰＭＡ分析およびＦＥ−ＳＥＭ観察によって行うとともに、結晶構造の解析をＸ線回折測定（ＸＲＤ法）によって行った。また、電解後の各試料における磁気特性は、ＶＳＭを用いて調べた。

その結果、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀合金を用いた場合は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を主体とする高磁性のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金薄膜が得られたが、Ｆｅ₆₀Ｂ₄₀合金を用いた場合は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を主体とする合金薄膜はほとんど形成されなかった。

以下、それぞれの実験工程および評価法を詳述する。

［Ｆｅ−Ｂ合金の作製］
本実験例では、図３に示すＭＳ装置を用い、以下のようにしてＦｅ₈₀Ｂ₂₀合金およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀合金を作製した。図３（ａ）は全体構成図であり、図３（ｂ）は、一部の拡大図である。図３（ａ）および図３（ｂ）は、特許文献４中の図１（ａ）および図１（ｂ）に対応する。上記ＭＳ装置の詳細な説明は、特許文献４に記載されている。

まず、それぞれの合金組成となるように、純度９９．５％以上のＦｅおよびＢの原料３０を用いて総量が２０ｋｇとなるように秤量し、溶解炉２３内に投入した。

高周波加熱法により溶解炉２３内で原料合金の溶湯（合金溶湯）を作製した後、溶解炉２３を傾転し、下方に位置する貯湯容器（タンディッシュ）２４に合金溶湯を注いだ。貯湯容器２４は底部に内径２．０ｍｍφの出湯ノズル２５を有しているため、合金溶湯は出湯ノズル２５から下方に排出される。貯湯容器２４に設けられたモリブデンヒータ（加熱装置）によって溶湯温度を１２５０℃に調節した。原料の溶解は圧力が３５ｋＰａのアルゴン雰囲気下において行った。

合金溶湯３１は、出湯ノズル２５の下方１５ｍｍの位置にある銅製の回転冷却ロール２７の外周面に供給され、急冷された。回転冷却ロール２７は、その外周面の温度が室温程度に維持されるように内部が冷却されながら高速で回転する。このため、出湯ノズル２５から出た合金溶湯３１は回転冷却ロール２７の周面に接触して熱を奪われつつ、周速度方向に飛ばされることになる。合金溶湯３１は、出湯ノズル２５を介して連続的に回転冷却ロール２７の表面上に噴出するため、急冷によって凝固した合金は薄帯状に延びたリボンの形態を持つことになる。

本実験例で採用する冷却ロール法（単ロール法）の場合、冷却速度はロール周速度および単位時間当たりの溶湯流下量によって規定される。本実験例では、溶湯供給レートを約４ｋｇ／分とし、ロール表面速度（ロール周速度）を２０ｍ／秒に設定することにより、平均厚さが約６０μｍのＦｅ₈₀Ｂ₂₀合金薄帯が得られた。また、溶湯供給レートを約４ｋｇ／分とし、ロール表面速度を３３ｍ／秒に設定することにより、平均厚さが約２０μｍのＦｅ₆₀Ｂ₄₀合金薄帯が得られた。

このようにして得られたＦｅ₈₀Ｂ₂₀合金薄帯およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀合金薄帯を図４のように編み込み、１辺が約１０ｍｍの試料を作製した。これらの試料は、後記する溶融塩電解実験において作用極として用いた。以下では、これらの試料をそれぞれ、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀基板およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀基板と呼ぶ場合がある。

［サイクリックボルタンメトリー（ＣＶ）法による電解電位の決定］
溶融塩電解実験を行う前に、Ｎｄイオン（Ｎｄ（III））が還元されてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を形成するための電位（電解電位）を以下のようにして求めた。

まず、電解液として、無水ＮｄＣｌ₃（０．５ｍｏｌ％）を含む溶融塩（ＬｉＣｌ−ＮａＣｌ（７８ｍｏｌ％−２２ｍｏｌ％））を用意した。本実験例に使用した溶融塩は、上記の組成比で混合したＬｉＣｌ−ＮａＣｌを２００℃で３日間真空乾燥し、水分を除去したものである。

上記の電解液を含む電解浴の温度（浴温）を６３０℃に保ち、前述した方法によって作製したＦｅ₈₀Ｂ₂₀基板を作用極（陰極）に用いたときのサイクリックボルタンメトリーを実施することにより、電解電位は０．３０Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ⁺）より卑な電位に設定すればＮｄが電析することが分かった。

本実験例では、参照極の電位を、ニッケル線にリチウムを電解によって析出させたときに示す安定な電位を基に較正した。これらの実験結果にもとづき、本実験例では電解電位を０．１０Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ⁺）に設定した。

［溶融塩電解によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金の形成］
次に、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀基板およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀基板を作用極（陰極）に用い、電解浴の温度（浴温）を６３０℃に保ちながら、上記の電解電位で１０時間電解を行うことにより、Ｆｅ−Ｂ基板の表面に電気化学的にＮｄ原子を注入した。電解浴中に添加される溶融塩やＮｄ化合物の種類は、前述したＣＶ法と同じである。

電解後のそれぞれの試料は、その表面に残存する溶融塩を除去するとともに酸化防止の目的で、エチレングリコールに浸漬した。

［評価］
電解前および電解後の各試料について、これらの形態・組成分布をＥＰＭＡ分析およびＦＥ−ＳＥＭ観察によって行うとともに、結晶構造の解析をＸ線回折測定（ＸＲＤ法）によって行った。また、電解後の各試料における磁気特性は、ＶＳＭを用いて調べた。各項目の測定方法および測定結果は以下のとおりである。

以下では、説明の便宜上、電解前のＦｅ₈₀Ｂ₂₀基板およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀基板を、それぞれ、試料１および試料２と呼び、６３０℃の浴温で電解した後の基板を、それぞれ、試料１（ａ）および試料２（ａ）と呼ぶ。

［ＥＰＭＡ分析］
まず、電解前および電解後の各試料の形態および組成分布を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて評価した。ＥＰＭＡ観察用の試料は、次のようにして作製した。それぞれの試料をエポキシ樹脂に含浸し表面を研磨した後、厚さ約２０ｎｍのＡｕ蒸着を施したものをＥＰＭＡ用試料とした。ＥＰＭＡの加速電圧は１５ｋＶとした。照射電流は、Ｂ．Ｅ．Ｉ．（反射電子像）、Ｓ．Ｅ．Ｉ．（二次電子像）および特性Ｘ線像のいずれも、１．０ｎＡとした。ＥＰＭＡ装置として、（株）島津製作所製の電子プローブマイクロアナライザー（型式：ＥＰＭＡ−８１０、１６１０）を使用した。凹凸の観察は主に二次電子像を用い、組成の観察は主に反射電子像を用い、元素分析は主に特性Ｘ線像を用いて行った。

ＥＰＭＡ分析により、電解後の試料１（ａ）の表面には、組成比が均質な約２０μｍのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が形成されているのに対し、試料２（ａ）の表面には、組成比が変動する不均質な約３μｍのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が形成されていることが分かる。電解前の試料１および試料２については、ＥＰＭＡ分析による組成の差は見られなかった。以下、図５から図９を参照しながら、詳細に説明する。

まず、電解前の試料１および試料２について検討する。図５（ａ）および（ｂ）は、試料１および試料２の表面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＦｅＫαおよびＢＫα）を示す写真である。

図５（ａ）および（ｂ）に示す二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）より、試料１および試料２のいずれの表面にも凹凸が見られたが、いずれの試料も、おおむね、均一な組成を有していることが分かる（図５（ａ）および（ｂ）に示す特性Ｘ線像を参照）。このようにＥＰＭＡ分析による組成分析では、試料１と試料２との間で顕著な差は見られなかった。

次に、図６から図７を用いて電解後の試料１（ａ）におけるＥＰＭＡ分析結果を、図８から図９を用いて電解後の試料２（ａ）におけるＥＰＭＡ分析結果を、それぞれ、説明する。

まず、試料１（ａ）について説明する。以下に詳述するとおり、試料１（ａ）の表面には組成比が一定のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が約２０μｍの厚さで形成されていることが分かる。

図６（ａ）は、試料１（ａ）の表面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＮｄＬα、ＦｅＫα、およびＢＫα）を示す写真である。さらに、試料１（ａ）の断面における結果を図６（ｂ）に示す。

図６（ａ）に示す二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）より、試料１の表面は、ややポーラスで緻密性にやや欠けるが、均一な組成を有していることが分かる（図６（ａ）および（ｂ）に示す特性Ｘ線像を参照）。また、図６（ｂ）に示す反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＮｄＬα）より、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀基板の表面は、約２０μｍのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層を有していることが確認された。この合金層は、合金化されていないＦｅ−Ｂ基板との界面における密着性に優れている（図６（ｂ）に示す反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）を参照）。

さらに、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層における組成比をＺＡＦ法によって定量分析した結果、組成比はＮｄ_14.1Ｆｅ_76.9Ｂ_6.9であった。定量分析は、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀基板とＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層との界面に近い緻密な部分について行った。ＺＡＦ法（ＺＡＦ補正計算法）は、ＥＰＭＡのＸ線強度に影響を及ぼす３つの要素、すなわち、原子番号効果（Ｚ）、吸収効果（Ａ）、および蛍光励起効果（Ｆ）を所定の補正係数に基づいて算出することによって元素の含有比率を算出する方法である。ＺＡＦ法によって得られたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層の組成比（Ｎｄ_14.1Ｆｅ_76.9Ｂ_6.9）は、所望とするＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相の化学量論比に近似しているが、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相に比べるとＮｄおよびＢの含有比率がやや多い。

さらに、試料１（ａ）の断面におけるＥＰＭＡによるラインプロファイルを図７（ｂ）に示す。横軸は走査距離（表面からの距離）であり、縦軸は特性Ｘ線の強度である。参考までに、図６（ｂ）に示す反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）を図７（ａ）に示す。

図７（ｂ）より、試料１（ａ）には、ＣｌおよびＯ（酸素）を若干含有するが、組成比が一定のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が安定して形成されていることが分かる。また、界面付近におけるＮｄおよびＦｅの勾配は非常に急峻である（図７（ｂ）を参照）。このことは、上記のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層以外の合金層は作製されていないことを示唆している。

以上の一連の実験データより、試料１（ａ）の表面には組成比が一定のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が約２０μｍの厚さで安定して形成されていることが分かった。

次に、試料２（ａ）について説明する。以下に詳述するとおり、試料２（ａ）の表面には組成比が変動する不均質なＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が約３μｍの厚さで形成されていることが分かる。

図８（ａ）は、試料２（ａ）の表面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＮｄＬα、ＦｅＫα、およびＢＫα）を示す写真である。さらに、試料２（ａ）の断面における結果を図８（ｂ）に示す。

図８（ｂ）に示す反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＮｄＬα）より、試料２では、Ｆｅ₆₀Ｂ₄₀基板の表面に約３μｍのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が形成されていることが確認されたが、合金層の表面に存在するＮｄおよびＦｅの分布にバラツキ（ムラ）が見られた（図８（ａ）に示す特性Ｘ線像（ＮｄＬαおよびＦｅＫα）を参照）。

次に、図８（ａ）に示す特性Ｘ線像（ＮｄＬα）において、白い部分（Ｎｄ含有量が多い部分）および黒い部分（Ｎｄ含有量が少ない部分）をＺＡＦ法によって定量分析したところ、Ｎｄ_8.8Ｆｅ_47.4Ｂ_30.1およびＦｅ_41.9Ｂ_10.9であった。このことから、試料２（ａ）の表面には、おおむね、所望とするＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相に比べてＢ量が多いＮｄ_1.1Ｆｅ₄Ｂ₄化合物とＦｅ₄Ｂ化合物とを含む合金層が形成されていると考えられる。この合金層は、Ｆｅ−Ｂ基板との界面における密着性に劣っていることも分かった（図８（ｂ）に示す反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）を参照）。

さらに、試料２（ａ）の断面におけるＥＰＭＡによるラインプロファイルを図９（ｂ）に示す。参考までに、図８（ｂ）に示す反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）を図９（ａ）に示す。

図９（ｂ）より、試料２（ａ）には、試料１（ａ）に比べて多量のＣｌおよびＯを含み、Ｆｅ−Ｂ基板の深さ方向に沿って組成比が変動する不均質なＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が形成されていることが分かる。

以上の一連の実験データより、試料２（ａ）の表面には、組成比が変動する不均質なＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金層が約３μｍの厚さで形成されていることが分かった。

［Ｘ線回折測定］
次に、各試料の結晶構造をＸ線回折法（ＸＲＤ法）で評価した。本実験例では、リガク社製の粉末Ｘ線回折装置（型式：ＲＩＮＴ−２４００）を用いた。Ｘ線回折の測定には、図４に示すように編みこんだ試料をそのまま用いた。ターゲットにはＣｕを用い、Ｘ線源はＣｕ−Ｋα線を用いた。スキャンスピードは４．０°／ｍｉｎ、サンプリング幅は０．０２°、測定範囲は２０〜７０°とした。

その結果、電解後の試料１（ａ）の表面には、単相のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相からなる合金層が安定して形成されているのに対し、電解後の試料２（ａ）の表面には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を含む合金層はほとんど形成されないことが分かった。以下、図１０（ａ）および（ｂ）を参照しながら、試料１（ａ）と試料２（ａ）との結晶構造の違いを説明する。

図１０（ａ）および（ｂ）は、試料１（ａ）および試料２（ａ）の結晶構造をＸＲＤ法で評価した結果を示す図である。図１０（ａ）および（ｂ）には、電解前の試料１および試料２における評価結果も併記している。

まず、図１０（ａ）を参照する。電解前の試料１には、Ｆｅ（図中、△）のほか、Ｆｅ₂Ｂ（図中、◇）や結晶構造が不明な化合物（図中、×）に帰属される回折ピークの強度が検出され、結晶化していると考えられるが、詳細な結晶構造は同定できなかった。これに対し、電解後の試料１（ａ）は、Ｎｄ₂Ｏ₃化合物に帰属される回折ピーク（図中、□）の強度が若干検出されたこと以外、ほぼ単相のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相（図中、●）を有している。前述したＺＡＦ法の結果に基づけば、試料１（ａ）には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物とは異なる第２の化合物相が存在すると予想されたが、ＸＲＤ法による結晶構造解析では、このような第２の化合物相を検出できなかった。したがって、試料１（ａ）の表面には、単相のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が形成されていると結論付けられる。

これらの結果より、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀基板を陰極に用い、電解浴の温度を６３０℃に保ちながら陰極電解すると、電解と同時に上記基板の構成元素とＮｄの相互拡散による合金化反応が進行し、単相のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相からなる合金層が安定して形成されると考えられる。

次に、図１０（ｂ）を参照する。電解前の試料２には、回折ピークはほとんど見られず、わずかに、Ｆｅ（図中、△）や結晶構造が不明な化合物（図中、×）が観察された。したがって、電解前の試料２は、アモルファス構造を有していると考えられる。これに対し、電解後の試料２（ａ）は、主に、Ｎｄ_1.1Ｆｅ₄Ｂ₄化合物（図中、○）から形成される結晶構造を有している。試料２（ａ）には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物はほとんど検出されなかった。この結果は、前述したＺＡＦ法の結果とほぼ一致している。

これらの結果より、Ｆｅ₆₀Ｂ₄₀基板を陰極に用いて陰極電解した場合には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を含む合金層はほとんど形成されないことが確認された。

［ＦＥ−ＳＥＭによる断面観察］
次に、試料１について、電解前および電解後における膜断面の組織を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ、日立社製「Ｓ−４３００」）を用いて観察した。これらの結果を図１１（ａ）および（ｂ）に示す。

図１１（ａ）に示すように、電解前の試料１には、粒径が非常に小さい微細結晶が観察された。この結晶構造は、前述したＸＲＤ法によっても同定できなかった（図１０（ａ）を参照）。

一方、電解後の試料１（ａ）では、図１１（ｂ）に示すように、1辺が約１μｍから３μｍの比較的大きな直方体状の結晶がランダムに形成されている。前述した図１０（ａ）に示すＸＲＤ法の測定結果を考慮すると、この直方体状結晶は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相であると考えられる。

［磁気特性］
次に、試料１（ａ）および試料２（ａ）の磁気特性を調べた。測定試料として、各試料を５×５ｍｍに切断し、３Ｔ以上のパルス磁界で着磁したものを用意した。それぞれの試料について、試料振動型磁力計（ＶＳＭ、東英工業製「ＶＳＭ−５−２０」）を用いて膜面内方向の磁化曲線を測定した。測定は、最大１．６ＭＡ／ｍの印加磁界のもとで行った。

試料１（ａ）および試料２（ａ）の磁化曲線を図１２（ａ）および（ｂ）に示す。

これらの磁化曲線を比較すると明らかなように、膜面内方向の磁化曲線の角型性は、試料２（ａ）よりも試料１（ａ）のほうが良好である。試料１（ａ）は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物に起因すると推定される約６６ｋＡ／ｍ（約０．８ｋＯｅ）の保磁力を有している。

以上、図５から図１２に示す一連の実験結果より、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀合金を用い、電解浴温度を６３０℃に保ちながら、電解電位０．１０Ｖ（Ｌｉ／Ｌｉ⁺）で１０時間電解することにより、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を主体とする高磁性のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金薄膜を作製できることが分かった。これに対し、Ｆｅ₆₀Ｂ₄₀合金を用い、上記と同様にして溶融塩電解を行っても、所望とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金薄膜は得られなかった。

さらに、電解浴の温度による合金形成に及ぼす影響を調べる目的で、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀基板およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀基板を用い、電解浴温度を６３０℃から６６５℃に高めて上記と同様にして陰極電解を行った。電解後の各基板について、上記と同様にして評価を行った結果、いずれも、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金はほとんど形成されなかった（図示せず）。

したがって、Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀基板およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀基板を用い、電解浴温度を６６５℃に保ちながら、電解電位０．１０Ｖ（Ｌｉ／Ｌｉ⁺）で１０時間電解した場合には、所望とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金薄膜を作製できないことが分かる。

なお、本実験例では、被処理材としてＦｅ−Ｂ合金を用いて溶融塩電解を行ったが、Ｆｅ−Ｂ合金の代わりにＦｅを用い、電解浴温度を６３０℃に保ちながら、上記と同様の方法によって溶融塩電解を行うと、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₇合金が形成されることを確認している。

本発明の方法によって製造された希土類合金は、マイクロモータやマイクロアクチュエータ、センサー、磁気記録媒体などに好適に用いられる。

溶融塩電解技術による合金形成の概略を説明するための図である。 本発明の実施形態に用いられる溶融塩電解装置の概略を示す図である。 本実施形態の実験例に用いられるＭＳ装置であり、（ａ）は全体構成図であり、（ｂ）は、一部の拡大図である。 本実験例に用いられるＦｅ₈₀Ｂ₂₀合金薄帯およびＦｅ₆₀Ｂ₄₀合金薄帯の概略を示す写真である。 （ａ）は、電解を行う前の試料１の表面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＦｅＫαおよびＢＫα）を示す写真である。（ｂ）は、電解を行う前の試料２の表面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＦｅＫαおよびＢＫα）を示す写真である。 （ａ）は、電解を行った後の試料１（ａ）の表面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＮｄＬα、ＦｅＫα、およびＢＫα）を示す写真である。（ｂ）は、電解を行った後の試料１（ａ）の断面におけるＥＰＭＡによる反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＮｄＬα、ＦｅＫα、およびＢＫα）を示す写真である。 （ａ）は、試料１（ａ）の断面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）を示す写真であり、（ｂ）は、試料１（ａ）の断面におけるＥＰＭＡによるラインプロファイルを示す図である。 （ａ）は、電解を行った後の試料２（ａ）の表面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＮｄＬα、ＦｅＫα、およびＢＫα）を示す写真である。（ｂ）は、電解を行った後の試料２（ａ）の断面におけるＥＰＭＡによる反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）および特性Ｘ線像（ＮｄＬα、ＦｅＫα、およびＢＫα）を示す写真である。 （ａ）は、試料２（ａ）の断面におけるＥＰＭＡによる二次電子像（Ｓ．Ｅ．Ｉ）を示す写真であり、（ｂ）は、試料２（ａ）の断面におけるＥＰＭＡによるラインプロファイルを示す図である。 （ａ）は、試料１（ａ）の結晶構造をＸＲＤ法で評価した結果を示す図であり、（ｂ）は、試料２（ａ）の結晶構造をＸＲＤ法で評価した結果を示す図である。 （ａ）は、電解前の試料１のＦＥ−ＳＥＭによる破断面の組織を示す写真であり、（ｂ）は、電解後の試料１（ａ）のＦＥ−ＳＥＭによる破断面の組織を示す写真である。 （ａ）は、試料１（ａ）の磁化曲線を示すグラフであり、（ｂ）は、試料２（ａ）の磁化曲線を示すグラフである。

符号の説明

１ 陰極（作用極）
２ 陽極（対極）
３ 電解浴
４ ポテンショガルバノスタット
５ 被処理材
６ 希土類合金
１０ 電解装置
１１ Ｆｅ−Ｂ合金
１２ グラッシーカーボン
１３ Ａｇ⁺／Ａｇ電極
１４ 電解浴
１５ 熱電対
１６ アルゴンガス供給口
１７ ガス排気口
２１ｂ、２２ｂ、および２８ｂ 雰囲気ガス供給口
２１ａ、２２ａ、および２８ａ ガス排気口
２１ 溶解室
２２ 急冷室
２３ 溶解炉
２４ 貯湯容器
２５ 出湯ノズル
２６ ロート
２７ 回転冷却ロール
３１ 溶湯
３２ 合金薄帯

Claims (12)

1. Ｆｅ−Ｂ合金を用意する工程（ａ）と、
   前記Ｆｅ−Ｂ合金を被処理材として用い、Ｎｄイオンを含む溶融塩中で電解を行うことによって前記被処理材の少なくとも表面の一部に主たる構成相が正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相である希土類合金を形成する工程（ｂ）と、
   を包含する希土類合金の製造方法。
2. 前記工程（ｂ）は、３５０℃以上、６６５℃未満の温度で行う請求項１に記載の製造方法。
3. 前記工程（ｂ）において、前記溶融塩はアルカリ金属ハライドまたはアルカリ土類金属ハライドである請求項１または２に記載の製造方法。
4. 前記溶融塩はＬｉＣｌ−ＮａＣｌである請求項３に記載の製造方法。
5. 前記工程（ｂ）において、前記Ｎｄの供給源はＮｄのハロゲン化物である請求項１から４のいずれかに記載の製造方法。
6. 前記工程（ａ）において、前記Ｆｅ−Ｂ合金に含まれるＢの比率は、ＦｅおよびＢの総元素量に対して４０原子％未満である請求項１から５のいずれかに記載の製造方法。
7. 前記工程（ａ）において、前記Ｆｅ−Ｂ合金に含まれるＢの比率は、ＦｅおよびＢの総元素量に対して７原子％以上である請求項１から６のいずれかに記載の製造方法。
8. 前記工程（ａ）は、急冷法を用いてＦｅ−Ｂ合金を作製する工程を含む請求項１から７のいずれかに記載の製造方法。
9. 少なくとも表面の一部に、溶融塩電解によって形成された正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を主たる構成相として含む希土類合金。
10. 金属部材と磁石層とを備える電気機器の製造方法であって、
    Ｆｅ−Ｂ合金を用いて所定の形状を有する前記金属部材を用意する工程と、
    前記金属部材を被処理材として用い、Ｎｄイオンを含む溶融塩中で電解を行うことによって前記被処理材の少なくとも表面の一部に主たる構成相が正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相である希土類合金からなる前記磁石層を形成する工程と、
    を包含する、電気機器の製造方法。
11. 前記金属部材を用意する工程は、前記Ｆｅ−Ｂ合金の粉末を用いて成形体を作製する工程を包含する請求項１０に記載の製造方法。
12. 前記金属部材を用意する工程は、
    急冷法を用いて前記Ｆｅ−Ｂ合金の薄帯を形成する工程と、
    前記薄帯を粉砕することによって前記Ｆｅ−Ｂ合金の前記粉末を作製する工程と、
    を更に包含する請求項１１に記載の製造方法。